(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.0010〜0.0080％、          Si：1.0％以下、
Mn：0.1〜1.8％、                Ｐ：0.100％以下、
Ｓ：0.03％以下、            sol.Al：0.01〜0.50％、
Ｎ：0.0050％以下、              Nb：0.005〜0.050％、
Cr：0.010〜0.10％
を、Ｃ，Nb，Crが下記（１）式および下記（２）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
記
Ｃ*  ＞  ０                       ‥‥（１）
Cr  ＞  60Ｃ*−0.03              ‥‥（２）
ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb
Ｃ*：Nbで固定されていないＣ量の最大値（質量％）
Cr，Nb，Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.0010〜0.0080％、          Si：1.0％以下、
Mn：0.1〜1.8％、                Ｐ：0.100％以下、
Ｓ：0.03％以下、            sol.Al：0.01〜0.50％、
Ｎ：0.0050％以下、              Nb：0.005〜0.050％、
Cu：0.010〜0.050％
を含み、かつＣ，Nb，Cuが下記（１）式および下記（３）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
記
Ｃ*  ＞  ０                      ‥‥（１）
Cu  ＞  42.8Ｃ*＋0.018          ‥‥（３）
ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb
Ｃ*：Nbで固定されていないＣ量の最大値（質量％）
Cu，Nb，Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載された高強度冷延鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車パネル部品向けとして好適な冷延鋼板に係り、とくに、引張強さTSが340〜440MPa級となる高強度を有し、かつ優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性（以下、ＢＨ性ともいう）とを兼備した高強度冷延鋼板に関する。なお、ここでいう「鋼板」には、鋼板、鋼帯を含むものとする。
また、「冷延鋼板」には、冷延鋼板と、該冷延鋼板に、電気めっき等の表面処理を施した冷延鋼板をも含む。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などを含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO２の排出量低減のために、自動車の燃費向上が強く要望されている。またさらに、最近では、車両衝突時の乗員の安全を確保するために、自動車車体の衝突特性向上を中心とした安全性向上が要望されている。
このような要望に対し、自動車車体の軽量化および強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化とを同時に満足させるためには、使用する素材を高強度化し、剛性が問題とならない範囲で薄肉化することが効果的であるといわれており、最近では、自動車部品用として高張力鋼板が積極的に使用されている。
【０００３】
このような自動車車体の軽量化の要望に対して、例えば内板および外板のパネル用材料としては、引張強さTSが390MPa以上の強度を有する鋼板が使用される傾向となっている。一方、ドアやフードなどのパネル部品用としては、耐デント性に優れることが要求されるため、塗装焼付け後に降伏強さが上昇する、いわゆる焼付け硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）が、使用されるようになっている。
【０００４】
ＢＨ鋼板としては、極低炭素系で、炭素と原子比で等量またはそれ以下の量のNbを含有させ、MnやＰで固溶強化した鋼板が一般的であり、焼鈍処理後に少量の固溶Ｃを存在させることで、プレス等の加工により導入された転位を、塗装焼付け処理過程で固着させ、降伏強さを高くして、耐デント性を向上させている。
このような焼付け硬化型鋼板（ＢＨ鋼板）としては、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.002〜0.015％、Si：1.2％以下、Mn：0.04〜0.8％、Ｐ：0.03〜0.10％、Al：0.02％以上でかつＮ％×４以上、Nb：Ｃ％×３〜｛Ｃ％×８＋0.020％｝を含み、残部実質的にFeよりなる成形性の優れた高張力冷延鋼板が記載されている。特許文献１に記載された高張力冷延鋼板は、上記した組成の鋼スラブを、全圧下率を90％以上で圧延速度を40ｍ/min以上として熱間圧延し、600℃以上の温度で巻取り、ついで冷間圧延を行い、さらに700〜900℃で10ｓ〜5min間保持する連続焼鈍を施し、500℃までを60℃/min以上の冷却速度で冷却することにより得られるとしている。この冷延鋼板は、引張強さTSが340〜440MPa級で、遅時効性で成形性に優れた鋼板であるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭56−139654号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、焼付き硬化性を高めるために、Nb量を低減したり、常温時効温度を高くすると、降伏伸びが出現するという問題があった。すなわち、従来、検討されてきた製造方法では、耐時効性と焼付き硬化性とを兼備させることができないという問題があった。
本発明では、かかる従来技術の問題を解決し、引張強さTSが340〜440MPa級で、優れた耐時効性と優れた焼付き硬化性（ＢＨ性）とを兼備した、高強度冷延鋼板を提供することを目的とする。
【０００７】
なお、ここでいう「優れた耐時効性」とは、常温での時効の促進処理（70℃×60日間の時効処理）後に降伏伸びが0.5％以下と少ない場合を言うものとする。また、ここでいう「優れた焼付硬化性（ＢＨ性）」とは、予歪：2％を付与し、170℃×20minの熱処理（塗装焼付け処理）を施したのち、降伏応力の予歪での到着応力に対する増加量（ＢＨ量）が30MPa以上である場合を言うものとする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、ＢＨ性、耐時効性に及ぼす各種要因の影響について詳細な検討を行った。その結果、優れた耐時効性と優れた焼付き硬化性とを兼備させるためには、固溶Ｃ量の制御が重要であるという知見を得た。そして、Ｃとの親和力が異なる２種の合金元素を含有させることにより、固溶Ｃ量を制御すれば、優れた耐時効性と優れた焼付き硬化性とを兼備させることができることに想到した。そして、更なる検討を行った結果、Ｃとの親和力が異なる２種の合金元素として、Ｃとの親和力が強いNbに加えて、NbよりはＣとの親和力が弱い、CrまたはCuを用いることに思い至った。
【０００９】
そして、固溶Ｃの制御を適正に行うために、その含有量を適正に調整することが重要であり、これにより、常温時効後の降伏伸びが小さく、焼付き硬化量（ＢＨ量）が高くなる、優れた耐時効性と優れた焼付き硬化性とを兼備する高強度冷延鋼板を得ることができることを知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.0010〜0.0080％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.8％、Ｐ：0.100％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.01〜0.50％、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005〜0.050％、Cr：0.010〜0.10％を、Ｃ，Nb，Crが次（１）式、次（２）式
Ｃ*  ＞  ０                     ‥‥（１）
Cr  ＞  60Ｃ*−0.03            ‥‥（２）
（ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb、Ｃ*：Nbで固定されないＣ量（理論値）（質量％）、Cr，Nb，Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
（２）質量％で、Ｃ：0.0010〜0.0080％、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜1.8％、Ｐ：0.100％以下、Ｓ：0.03％以下、sol.Al：0.01〜0.50％、Ｎ：0.0050％以下、Nb：0.005〜0.050％、Cu：0.010〜0.050％を含み、かつＣ，Nb，Cuが次（１）式および次（３）式
Ｃ*  ＞  ０                      ‥‥（１）
Cu  ＞  42.8Ｃ*＋0.018          ‥‥（３）
（ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb、Ｃ*：Nbで固定されないＣ量（理論値）（質量％）、Cu，Nb，Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐時効性と焼付硬化性に優れた高強度冷延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.0050％以下を含有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、自動車車体のパネル部品用として好適な、引張強さTSが340MPa以上、概ね、340〜440MPa級の高強度を有し、しかも低降伏比で、伸びも高く成形性に優れ、さらに優れた耐時効性と優れた焼付け硬化性とを兼備した高強度冷延鋼板を、容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、自動車車体の内外板用としても適用でき、自動車車体の軽量化、衝突安全性の向上に十分寄与できるという効果もある。また、本発明になる高強度冷延鋼板は、家電製品あるいはパイプ用素材としても適用できる。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
本発明冷延鋼板の組成限定理由について、まず説明する。以下、とくに断らない限り質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.0010〜0.0080％
Ｃは、優れた耐時効性と優れたＢＨ性を兼備させるために、本発明では重要な元素である。所望の優れたＢＨ性を確保するためには、0.0010％以上の含有を必要とする。一方、0.0080％を超える多量の含有は、所望の優れた耐時効性を確保するという観点から、Nb含有量を高く保持する必要があり、材料コストの高騰を招く。また、Nb含有量が少ない場合に上記したようなＣの多量含有は、常温で時効を生じさせる場合があり、耐時効性を低下させる。このため、Ｃは0.0010〜0.0080％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0060％未満、より好ましくは0.0040％以下である。
【００１２】
Si：1.0％以下
Siは、固溶強化により鋼板の強度を増加させるとともに、加工硬化能を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超える多量の含有は、熱延時に赤スケールを発生させ鋼板の表面外観を低下させやすく、さらに亜鉛めっき時には不めっきの発生を助長する。また、上記したようなSiの多量含有は、化成処理性をも低下させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.5％以下である。
【００１３】
Mn：0.1〜1.8％
Mnは、固溶して鋼板の強度を増加させるとともに、ＳをMnSとして固定しＳによる熱間割れを防止する作用を有する。このような効果を得るためには0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える過剰の含有は、延性、ｒ値を低下させる。このため、Mnは0.1〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは1.2％以下である。
【００１４】
Ｐ：0.100％以下
Ｐは、固溶して鋼板を強化する作用を有するが、粒界に偏析して耐二次加工脆化や溶接性を低下させる。このようなＰの悪影響は、0.100％を超える過剰の含有で顕著となる。このため、Ｐは0.100％以下に限定した。なお、好ましくは0.080％以下である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、熱間割れを生じさせるとともに、鋼中では硫化物系介在物として存在し、鋼板の延性等を低下させる。このため本発明では、できるだけ低減することが望ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
【００１５】
sol.Al：0.01〜0.50％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、窒化物を形成して固溶Ｎを固定し、耐時効性を向上させる。このような効果を得るためには0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える多量の含有は、材料コスト（合金コスト）を高騰させ、さらには表面欠陥の多発を招く。このため、sol.Alは0.01〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.30％以下である。
【００１６】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶して鋼の強度を増加させる元素であるが、0.0050％を超える含有は、耐時効性を低下させる。このため、本発明では、Ｎは0.0050％以下に限定した。
Nb：0.005〜0.050％
Nbは、炭化物形成能が高く、Ｃと結合し炭化物を形成しＣを固定するとともに、熱延組織を微細化させ、ｒ値を高くする作用を有し、成形性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超える過剰の含有は、熱間変形抵抗を増加させ、熱延時の圧延負荷を増大させる。このため、Nbは0.005〜0.050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.006％以上である。
なお、Nbは上記した範囲で、かつＣを固定する意味から、次（１）式を満足するように調整して含有する。
【００１７】
Ｃ*  ＞  ０                 ‥‥（１）
（ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb、Ｃ*：Nbで固定されないＣ量の最大値（質量％）、Nb，Ｃ：各元素の含有量（質量％））
Ｃ*は、Nbで固定されないＣ量（理論値）（質量％）であり，NbがすべてNbCとして析出した場合の固溶Ｃ量の最大値を意味する。Ｃ*が（１）式を満足しない場合、Ｃ*が０以下では、所望のＢＨ性を確保できない。このため、Ｃ*が０超えとなるように、Ｃ含有量に関連してNb含有量を調整する。
【００１８】
Cr：0.010〜0.10％
Crは、Nbほど強くはないが、Ｃと相互作用を有する元素である。Crは、常温ではＣをトラップ（捕獲）してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Ｃと乖離して、ＢＨ性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Crは0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、Ｃを固定しすぎてＢＨ性が低下する。このため、Crは0.010〜0.10％の範囲に限定した。
【００１９】
なお、本発明では、Crは、上記した含有量の範囲内でかつ、次（２）式を満足するようにNbで固定されないＣ量に応じて、すなわちＣ*に応じて、調整して含有する。
Cr  >  60Ｃ*−0.03              ‥‥（２）
（ここで、Ｃ*：Nbで固定されないＣ量（理論値）であり、NbがすべてNbCとして析出した場合の固溶Ｃ量の最大値（質量％）、Cr，Ｃ：各元素の含有量（質量％））
Cr含有量が（２）式を満足しない場合、すなわちCrが（60Ｃ*−0.03）以下では、Ｃ（固溶Ｃ）を十分にトラップ（捕獲）できず、部品の成形時にストレッチャーストレインが発生しやすくなり、部品の表面品質が低下しやすくなる。このため、Crは（60Ｃ*−0.03）を超えるように調整して含有する。なお、（２）式は本発明者等が見い出した実験式である。
【００２０】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では，Crに代えて、Cuを含有させてもよい。
Cu：0.010〜0.050％
Cuは、Crと同様に、Nbほど強くはないが、Ｃと相互作用を有する元素である。Cuは、Crと同様に、常温ではＣをトラップ（捕獲）してその拡散を遅滞させ、一方、塗装焼付け処理時には、Ｃと乖離して、ＢＨ性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Cuは0.010％以上の含有を必要とする。一方、0.050％を超える含有は、Ｃを固定しすぎてＢＨ性が低下する。このため、Cuは0.010〜0.050％の範囲に限定した。
【００２１】
なお、本発明では、Cuは、上記した範囲で、かつ次（３）式を満足するようにＣ*に応じて、調整して含有する。
Cu  >  42.8Ｃ*＋0.018          ‥‥（３）
（ここで、Ｃ*＝Ｃ−（12/92.9）Nb、Ｃ*：Nbで固定されないＣ量（理論値）（質量％）、Cu、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
Cu含有量が（３）式を満足しない場合、すなわちCuが（42.8Ｃ*＋0.018）以下では、Ｃ（固溶Ｃ）を十分にトラップ（捕獲）できず、部品の成形時にストレッチャーストレインが発生しやすくなり、部品の表面品質が低下しやすくなる。このため、Cuは（42.8Ｃ*＋0.018）を超えるように調整して含有する。なお、（３）式は本発明者等が見い出した実験式である。
【００２２】
上記した成分に加えて、さらに、Ｂ：0.0050％以下を含有してもよい。
Ｂ：0.0050％以下
Ｂは、粒界に偏析して、耐二次加工脆化性を向上させる元素である。このような効果を確保するためには0.0003％以上含有することが望ましいが、0.0050％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、含有する場合は、Ｂは0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下である。
【００２３】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ca:0.01％以下，REM：0.01％以下，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下が許容できる。
なお、本発明冷延鋼板は、フェライト単相組織を有する。ここでいう「フェライト単相組織」とは体積率で95％以上のフェライト相を含む場合をいう。なお、好ましくは98％以上である。フェライト相以外の第二相は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトが例示できる。
【００２４】
つぎに、本発明冷延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材を出発素材とし、該鋼素材に、加熱し熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、該熱延板に冷間圧延を施し冷延板とする冷延工程と、該冷延板に焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程と、該冷延焼鈍板に調質圧延を施す調圧工程と、を順次施して、高強度冷延鋼板とする。
【００２５】
なお、鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要がないが、上記した組成の溶鋼を、転炉法、電炉法等の常用の溶製方法で、溶製し、連続鋳造法等の、常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼素材(スラブ)の鋳造方法は、成分のマクロな偏析を防止すべく、連続鋳造法とすることが望ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によってもなんら問題はない。
【００２６】
得られた鋼素材(スラブ)は、ついで熱延工程を施される。熱間圧延のための加熱は、鋼素材（スラブ）をいったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法とすることが好ましいが、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００２７】
熱延工程は、鋼素材に、所定温度に加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し熱延板とし、ついで巻き取る工程とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度は、1000〜1300℃とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高く圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険度が増大する。一方、1300℃を超える高温では、酸化重量の増加に伴いスケールロスが増大する。このため、鋼素材の加熱温度は1000〜1300℃の範囲に限定することが好ましい。
【００２８】
加熱された鋼素材は、粗圧延によりシートバーとされる。粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。なお、鋼素材加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止する観点からは、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒータを併用することは有効な方法である。
ついで、シートバーを仕上圧延して熱延板とする。このとき、仕上圧延終了温度は860℃以上とすることが好ましい。なお、この温度は鋼板の表面温度とする。これは、冷間圧延および再結晶焼鈍後に優れた深絞り性が確保できるように微細な熱延板組織を得るためである。仕上圧延終了温度が860℃未満では、表層部が変態点以下となり粗大粒が形成されたり、未再結晶オーステナイト（γ）からの変態集合組織が強く発達し、冷延焼鈍後に集合組織が発達せず、さらに熱間圧延時の圧延負荷が高くなる。一方、仕上圧延終了温度が980℃を超えて高温となると、組織が粗大化し、冷延焼鈍後の再結晶集合組織の形成および発達を妨げ、高ｒ値を確保できない場合がある。このようなことから、仕上圧延終了温度は860℃以上980℃以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、880〜940℃である。
【００２９】
なお、熱間圧延時の圧延荷重の低減のため、仕上圧延の一部あるいは全部のパス間で潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化や材質の均質化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。さらに、相前後するシートバー同士を接合して、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることも好ましい。連続圧延プロセスとすることは、熱間圧延の操業安定性の観点から望ましい。
【００３０】
仕上圧延終了後、熱延板は巻き取られる。巻取温度は、550〜720℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、この温度は鋼板の表面温度とする。巻取温度が550℃未満では、NbCの析出が不十分となる。一方、720℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し鋼板強度の低下を招く。またさらに、巻取温度を720℃を超える高温とすると、冷延焼鈍後の高ｒ値化を妨げる場合がある。このため、巻取温度は550〜720℃の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは660℃以下である。
【００３１】
熱延工程を終了した熱延板は、ついで冷延工程を施される。
なお、冷延工程の前には、適宜酸洗を施すことが好ましい。酸洗方法は常用の方法がいずれも適用できる。
冷延工程では、所望寸法の冷延板とすることができればよく、その条件はとくに限定する必要はないが、冷間圧延の圧下率は、50％以上とすることが好ましい。ｒ値の高い鋼板を得るためには高冷延圧下率とすることが有効であり、圧下率が50％未満では｛111｝再結晶集合組織が発達せず、深絞り性が低下する場合がある。一方、冷延圧下率を高くすればするほど、ｒ値は上昇するが、冷延圧下率が85％を超えるとその効果が飽和し、さらにロールへの圧延負荷が増加する。このため、冷延圧下率は50％以上85％以下とすることが好ましい。
【００３２】
冷延工程を終了した冷延板は、焼鈍処理を施され冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施される。本発明では、焼鈍処理は、好ましくは連続焼鈍ラインで、冷延板を、焼鈍温度：760〜900℃の範囲の温度で均熱したのち、300℃までの平均冷却速度を10℃／ｓ以上として冷却する処理とすることが好ましい。
焼鈍温度が、760℃未満では、未再結晶組織が残留し延性が低下する。一方、900℃を超える高温では、焼鈍時にオーステナイト相が生成し、冷却後の低温変態相を生成したり、固溶Ｃ量を増加させて、耐時効性を低下させる。このため、焼鈍温度は760〜900℃の範囲の温度に限定することが好ましい。なお、より好ましくは800℃以上である。
【００３３】
また、均熱後の冷却速度が、300℃までの平均冷却速度で10℃/s未満では、冷却が遅すぎて、固溶Ｃが再析出し、ＢＨ性が低下する。このため、均熱後の冷却速度は300℃までの平均冷却速度で10℃/s以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは40℃/s以下である。
なお、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板の組織は、フェライト単相組織となる。フェライト相以外の、例えばマルテンサイト相などの第二相が存在すると、耐時効性が変化するため、その後の、調質圧延や低温熱処理の製造条件が本発明における最適条件から外れることになる。
【００３４】
焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板には、電気めっきなどのめっき処理を施してもよい。めっき処理としては、純亜鉛めっき処理、亜鉛を主成分として合金元素を添加した亜鉛系合金めっき処理、あるいはAlやAlを主成分として合金元素を添加したAl系合金めっき処理などが挙げられる。
ついで、焼鈍工程を終了した冷延焼鈍板あるいはさらにめっき処理を施された冷延焼鈍板（めっき板）は、調質圧延工程を施される。
【００３５】
調質圧延工程では、冷延焼鈍板またはめっき板に、形状矯正、表面粗さの調整等を目的とした調質圧延が施される。調質圧延における伸長率は0.5〜2.0％の範囲とすることが好ましい。伸長率が0.5％未満では、形状矯正、表面粗さの調整という所期の目的が達成できない。一方、伸長率が2.0％を超えて多くなると、降伏点が増加し、例えば外板パネルに成形した際に面歪などの表面品質が低下する。このため、調質圧延における伸長率は0.5〜2.0％とすることが好ましい。なお、より好ましくは1.0％以下である。
【００３６】
以下、さらに実施例に基づいて、本発明を詳細に説明する。
【実施例】
【００３７】
表１に示す組成の溶鋼を、常用の溶製炉である転炉で溶製し、常用の連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚250mm）とした。これらスラブを1250℃に加熱し、粗圧延してシートバーとした。ついでこれらシートバーに、表２に示す条件で仕上圧延を施し熱延板としコイル状に巻き取った。ついで、コイル状に巻き取った熱延板に、酸洗処理を施し表面スケールを除去したのち、さらに冷間圧下率：70％の冷間圧延を行う冷延工程を施し冷延板とした。
【００３８】
これら冷延板に、さらに表２に示す条件で、連続焼鈍ラインによる焼鈍処理を施し冷延焼鈍板とする焼鈍工程を施した。さらにこれら冷延焼鈍板に、表２に示す条件で、調質圧延を施す調質圧延工程を施した。
得られた冷延焼鈍板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、焼付け硬化性試験、時効試験を実施し、微視組織、引張特性、焼付き硬化性、耐時効性を調査した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：400倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、フェライト相の面積率を求め、これを体積率とした。光学顕微鏡組織写真では、フェライト相の粒内は腐食されず白色を呈する。フェライト相以外に黒く腐食される第２相が存在する場合には，走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で組織を観察し、撮像して画像解析により、第二相の体積率を求めた。走査型電子顕微鏡組織写真では、フェライト相はやや黒いコントラストを呈し、第二相であるマルテンサイト相は、白いコントラストを呈する粒子として観察される。また、炭化物がラメラー状若しくは点列状に生成している領域をパーライトおよびベイナイト相とした。但し、直径0.2μm以下の細かい第二相は除外した。
（２）引張試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）焼付け硬化性試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、該試験片に２％の予歪を付与したのち、170℃×20minの塗装焼付け相当処理を施した。そして、再引張を行って、熱処理後の上降伏点（降伏応力）を求めた。得られた熱処理後の上降伏点と予歪での到達応力との差を求め、焼付け硬化量（ＢＨ量）とした。
（４）時効試験
得られた冷延焼鈍板から、試験片の引張方向が、圧延方向に対して90°方向（Ｃ方向）となるように、JIS ５号試験片（GL：50mm）を採取し、時効温度（70℃）で60日間保持した。保持後、（２）引張試験と同様に引張試験を実施し、降伏伸びを求めた。降伏伸びが0.5％以下の場合を耐時効性に優れるとして○と評価した。それ以外の場合を×とした。
【００３９】
得られた結果を表３に示す。
【００４０】
【表１】
0005310920.tif 000002
【００４１】
【表２】
0005310920.tif 000003
【００４２】
【表３】
0005310920.tif 000004
【００４３】
本発明例はいずれも、フェライト単相組織を有し、引張強さTSが340〜440MPa級で、40％以上の伸びElを有し加工性に優れ、さらにＢＨ量が30MPa以上と優れた焼付け硬化性を示し、さらに時効処理後の降伏伸びが0.5％以下と少なく、耐時効性に優れた、高強度冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、ＢＨ量が30MPa未満で焼付き硬化性が低下しているか、時効処理後に0.5％を超える降伏伸びが生じ、耐時効性が低下している。なお、鋼板No.12は、Mn量が本発明範囲から高く外れ、組織がベイナイト状の組織となり、伸びElが低く成形性が低下している。